Zona Fundida (ZF)

Em geral, as três regiões da ZF de todos os ensaios da matriz L4 (Tabela 16) apresentaram microestruturas típicas composta por uma matriz ferrítica e austenita em três morfologias distintas: alotriomórfica de contorno de grão, intragranular e Widmanstätten conforme mostrado na Figura 89 e na Figura 91. Também se observou em alguns locais da ZF, a formação de austenita secundária (Figura 91) e nitretos de cromo (Figura 92). Além da presença de um grande número de inclusões não- metálicas (Figura 93). Uma análise detalhada da 2, Cr2N e das inclusões são

apresentadas e discutidas nas seções 6.3.1.2, 6.3.1.3 e 6.3.1.4 respectivamente. Figura 89 - Microestrutura típica da ZF na região da Raiz para o ensaio RJ3. Ataque: Behara.

Figura 90 - Microestrutura típica da ZF na região do Enchimento para o ensaio RJ3. Ataque: Behara.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Figura 91 - Micrografia exemplificando a formação de austenita secundária ( 2) na ZF para a região do

Enchimento do ensaio RJ3. Ataque: Behara.

Figura 92 - Micrografia exemplificando a formação de nitretos de cromo (Cr2N) na ZF para a região do

Acabamento do ensaio RJ4. Ataque: 40%HN03.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Figura 93 - Micrografia ilustrando a presença das inclusões não-metálicas na ZF para a região da Raiz do ensaio RJ4. Ataque: 40%HN03.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Outro fator importante a ser considerado na soldagem multipasse é que os reaquecimentos realizados pela deposição dos passes subsequentes são capazes de proporcionar mudanças microestruturais em determinadas regiões do passe anterior. A microestrutura nestas regiões reaquecidas do passe anterior apresentam uma

morfologia similar às observadas nas ZACs dos AIDs e AISDs (EGHLIMI et al., 2014; MUTHUPANDI et al., 2004; WANG, 2005).

Conforme mostrado na Figura 94 é possível notar uma região entre os passes que apresenta uma maior fração de ferrita (entre as linhas pontilhadas) denominada neste trabalho de “região ferritizada”. Isto ocorre devido o ciclo térmico imposto pelo passe posterior provocar, numa região do passe anterior localizada próximo à linha de fusão, uma completa transformação da fase austenítica em ferrita e uma posterior nucleação e crescimento de austenita dificultada pela rápida velocidade de resfriamento. Assim, essas regiões ferritizadas assemelham-se muito as ZACTE, apresentando inclusive a maioria das reações como a precipitação de 2, Cr2N

(WANG, 2005). Contudo, devido aos inúmeros ciclos térmicos impostos pelos vários passes subsequentes depositados tornou-se pouco frequente a observação das regiões ferritizadas nos passes anteriores.

Figura 94 - Micrografia ilustrando a microestrutura da interseção entre dois passes consecutivos na região do Enchimento do ensaio RJ4. Ataque: 40%HN03.

Por sua vez, a mudança microestrutural decorrente da soldagem multipasse mais frequentemente encontrada foi uma maior presença de austenita na microestrutura do passe anterior quando comparado ao passe posterior, como exemplifica a Figura 95. Este resultado é coerente ao apresentado na literatura (EGHLIMI et al., 2014; MUTHUPANDI et al., 2004; WANG, 2005), a qual relata que apenas uma faixa muito estreita da microestrutura do passe anterior experimenta uma temperatura acima da linha solvus e esta faixa não é completamente transformada em ferrita devido ao intervalo de tempo entre a temperatura de pico e uma temperatura um pouco acima do solvus ser muito curto, mas é capaz de reduzir a velocidade de resfriamento favorecendo a precipitação de austenita e ocasionar um aumento da fração de austenita no passe anterior. Assim, segundo WANG (2005) esta faixa com aumento de austenita no passe anterior se comporta como uma ZACTB apresentando alterações nas frações finais de austenita (aumento) e presença de 2 e, dependo da

história térmica à qual o material é submetido, pode haver precipitações de fases intermetálicas como Cr2N ou fase .

Figura 95 - Micrografia exemplificando a diferença na fração de austenita entre dois passes consecutivos na região do Acabamento do ensaio RJ3. Ataque: 40%HN03.

Composição química da ferrita e austenita

A composição química da ferrita e da austenita foi obtida através da técnica EDS para as três regiões da ZF de todos os ensaios da matriz L4. As médias dos teores de Cr, Mo e Ni resultantes de três medições em cada fase nas três regiões da ZF são apresentadas na Tabela 38, na Tabela 39 e na Tabela 40 respectivamente.

Tabela 38 - Composição química (% em peso) das fases α e na região da Raiz da ZF para os ensaios da matriz L4. Ensaio (Liga) Elemento Fase α γ RJ1 (2205) Cr 25,46 24,40 Fe 62,27 63,19 Mn 1,17 1,11 Mo 2,21 1,87 Ni 8,35 8,88 Si 0,54 0,55 RJ2 (2205) Cr 25,30 24,47 Fe 62,21 62,42 Mn 1,07 1,07 Mo 2,06 1,81 Ni 8,83 9,20 Si 0,43 0,38 RJ3 (2507) Cr 27,51 25,86 Fe 62,12 62,96 Mn 0,94 0,99 Mo 3,07 2,44 Ni 6,17 7,54 Si 0,19 0,21 RJ4 (2507) Cr 26,55 26,10 Fe 59,70 59,82 Mn 0,93 0,94 Mo 3,81 3,33 Ni 8,38 9,26 Si 0,63 0,55

Tabela 39 - Composição química (% em peso) das fases α e na região do Enchimento da ZF para os ensaios da matriz L4. Ensaio (Liga) Elemento Fase α γ RJ1 (2205) Cr 25,32 24,72 Fe 63,09 62,76 Mn 1,09 1,18 Mo 2,09 1,92 Ni 7,86 8,90 Si 0,55 0,52 RJ2 (2205) Cr 25,03 24,24 Fe 63,30 63,35 Mn 0,92 1,15 Mo 2,05 1,84 Ni 8,29 8,99 Si 0,41 0,43 RJ3 (2507) Cr 27,22 26,60 Fe 58,62 58,97 Mn 1,04 1,08 Mo 3,44 3,18 Ni 8,87 9,42 Si 0,81 0,75 RJ4 (2507) Cr 26,36 25,75 Fe 59,65 59,59 Mn 0,75 0,85 Mo 3,36 3,10 Ni 8,50 9,20 Si 0,69 0,80

Tabela 40 - Composição química (% em peso) das fases α e na região do Acabamento da ZF para os ensaios da matriz L4. Ensaio (Liga) Elemento Fase α γ RJ1 (2205) Cr 24,85 24,28 Fe 63,57 63,12 Mn 1,10 1,18 Mo 2,09 1,90 Ni 7,83 8,97 Si 0,56 0,55 RJ2 (2205) Cr 25,20 24,49 Fe 63,35 63,31 Mn 0,95 1,15 Mo 2,15 1,93 Ni 7,87 8,64 Si 0,48 0,48 RJ3 (2507) Cr 26,48 25,93 Fe 60,31 59,84 Mn 0,93 1,11 Mo 3,04 2,82 Ni 8,76 9,38 Si 0,70 0,70 RJ4 (2507) Cr 26,94 25,96 Fe 59,16 59,66 Mn 0,78 0,85 Mo 3,45 3,00 Ni 8,93 9,81 Si 0,74 0,72

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Com base nos dados das tabelas acima, constata-se que as diferentes condições de soldagem utilizadas na soldagem das juntas provocaram pequenas diferenças nos teores dos elementos químicos entre as fases ferrítica e austenítica na ZF. Fato que ocorre devido às mudanças nas frações de ferrita e austenita na

microestrutura destas ligas proporcionarem que os elementos ferritizantes (Cr e Mo) e austenitizantes (Ni e N) se concentrem em determinada fase (ATAMERT e KING, 1991a; CERVO et al., 2010; GUNN, 1997; WANG, 2005).

Assim, o coeficiente de particionamento químico (Pα/ _{) destes elementos é um}

importante critério para avaliar se estas fases estão enriquecidas ou empobrecidas nestes elementos que são fundamentais para garantir boas propriedades como a resistência à corrosão por pites. A Tabela 41 exibe os valores de Pα/ _calculados

através da razão entre os teores para Cr, Mo e Ni presentes nas fases ferrítica e austenítica com base nas tabelas anteriores.

Tabela 41 – Coeficiente de particionamento químico (Pα/_{) de alguns elementos químicos presentes nas}

três regiões da ZF para os ensaios da matriz L4.

Ensaio

(Liga) Elemento

Coeficiente de particionamento (Pα/ ₎ Região da ZF

Raiz Enchimento Acabamento

RJ1 (2205) Cr 1,0 1,0 1,0 Mo 1,2 1,1 1,1 Ni 0,9 0,9 0,9 RJ2 (2205) Cr 1,0 1,0 1,0 Mo 1,1 1,1 1,1 Ni 1,0 0,9 0,9 RJ3 (2507) Cr 1,1 1,0 1,0 Mo 1,3 1,1 1,1 Ni 0,8 0,9 0,9 RJ4 (2507) Cr 1,0 1,0 1,0 Mo 1,1 1,1 1,1 Ni 0,9 0,9 0,9

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Os resultados obtidos através da Tabela 41 mostram que não houve um considerável particionamento de Cr, Mo e Ni entre as fases ferrítica e austenítica na ZF. Onde o Mo é o elemento que apresenta o maior particionamento, alcançando um valor de 1,3 para o ensaio RJ3 na região da Raiz, enriquecendo a ferrita. Já o Ni apresentou um particionamento muito leve no sentido de enriquecimento da austenita. E por fim, o Cr não apresentou particionamento entre as fases independente do ensaio

ou da região da ZF analisada. O reduzido particionamento dos elementos entre as fases, se deve a rápida velocidade de resfriamento proporcionada pela soldagem não favorecer a difusão de elementos substitucionais como o Cr, Mo e o Ni (CERVO et al., 2010; KARLSSON, 1999; OGAWA e KOSEKI, 1989; SATHIYA et al., 2009).

Cabe destacar, que segundo CHARLES (1994) o N é o elemento que apresenta o maior coeficiente de particionamento entre as fases ferrítica e austenítica em comparação com os outros elementos químicos presentes nos AIDs. Contudo, devido à limitação da técnica EDS não foi possível medir o seu teor.

A composição química apresentada da Tabela 38 à Tabela 40, também foi utilizada para avaliar tendência de uma liga para formar austenita ou ferrita, através da razão Creq/Nieq. Esta razão foi calculada empregando a Equação 4 e Equação 5

propostas por Espy, pois segundo LONDOÑO (2001), estas equações são as que melhor representam o efeito do nitrogênio (elemento de liga chave nos AIDs). A Tabela 42 apresenta a composição química média para as ligas 2205 e 2507 nas três regiões da ZF e suas respectivas razões Creq/Nieq.

Tabela 42 - Composição química média das ligas 2205 e 2507 e as razões Creq/Nieq para as três regiões

da ZF.

Liga Região Composição, peso %

Cr C1 _{Mn Mo N}1 _{Ni Si Creq/Nieq} 2205 Raiz 24,91 0,028 1,10 1,99 0,15 8,82 0,48 2,01 Enchimento 24,83 0,028 1,08 1,97 0,15 8,51 0,48 2,05 Acabamento 24,71 0,028 1,09 2,02 0,15 8,33 0,52 2,07 2507 Raiz 26,51 0,034 0,95 3,16 0,25 7,83 0,39 2,13 Enchimento 26,48 0,034 0,93 3,27 0,25 9,02 0,76 2,07 Acabamento 26,33 0,034 0,93 3,08 0,25 9,22 0,72 1,96 Fonte: Elaborada pelo próprio autor. Nota: 1 - Fonecida pelo fabricante dos arames (Tabela 8).

De acordo com a Tabela 42, ambas as ligas em todas as regiões da ZF apresentaram valores superiores a 1,95 para a razão Creq/Nieq, o que segundo

FOURIE e ROBINSON (1990) resulta em uma solidificação completamente ferrítica, com a fase austenítica se formando posteriormente a partir de uma transformação no estado sólido da ferrita através de um mecanismo de Widmanstätten.

Cabe destacar também, que as composições químicas de ambas as ligas, com destaque para a liga 2205, apresentaram maiores teores de Cr e menores teores de

Mo que os valores esperados para as ZFs obtidas com os arames eletrodos mostrados na Tabela 8.

Austenita secundária (γ2)

A soldagem multipasse dos AIDs e AISDs é marcada pela presença de austenita secundária ( 2), que se forma em decorrência do reaquecimento da ZF pelos

sucessivos passes depositados ao preencher-se uma junta por soldagem.

Assim, em todas as três regiões da ZF das juntas soldadas neste trabalho a 2

fez-se presente em duas morfologias distintas: austenita secundária intragranular ( 2 Intragranular) e austenita secundária intergranular ( 2 Intergranular) como mostra a Figura 96.

Figura 96 - Micrografia mostrando os dois tipos de morfologias encontradas para a 2 na região da Raiz

do ensaio RJ1. Ataque: 40%HN03.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

A 2 Intragranular foi a morfologia encontrada com maior frequência e precipitou sob

a forma de pequenos grãos aglomerados no interior da ferrita (Figura 97), por isso foi chamada por BATISTA (2012) em seu trabalho de “ilhas de 2”. Segundo a literatura,

esta morfologia tem sua nucleação associada às discordâncias, inclusões e Cr2N

intragranulares (RAMIREZ et al., 2004; RAMIREZ, A. J. et al., 2003).

Figura 97 - a) Micrografia ilustrando a presença de ilhas de 2 (círculos pontilhados) na região do

Acabamento do ensaio RJ1 e b) Detalhe de uma ilha de 2. Ataque: 40%HN03.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Vale destacar ainda, que conforme mostra a Figura 98a e Figura 98b a grande maioria das ilhas de 2 concentrou-se preferencialmenteao longo das faixas em volta

das regiões que sofreram reaquecimento entre dois passes consecutivos. Sendo estas regiões reaquecidas apresentadas e discutidas anteriormente na seção 6.3.1.

Contudo, também foram observadas algumas ilhas de 2 isoladas em regiões mais

afastadas da interseção entre dois passes consecutivos (Figura 98a e Figura 98c).

Figura 98 - a) Micrografia ilustrando a microestrutura da interseção entre dois passes consecutivos na região da Raiz do ensaio RJ3. b) Ampliação da concentração de ilhas de 2 e c) Ampliação da ilha de 2

isolada. Ataque: 40%HN03.

Já a 2 Intergranular foi encontrada com pouca frequência e foi formada nas

interfaces α/ (Figura 99) e os locais preferenciais de ocorrência desta morfologia de

2 foram majoritariamente as interfaces α/ que circundam as ilhas de 2 como

exemplificado anteriormente na Figura 96. Segundo RAMIREZ, A. J. et al. (2003), a formação deste tipo morfologia de 2 é resultante do crescimento da austenita pré-

existente ( 1) sob a forma de uma nova austenita ( 2) que está associada inicialmente

à umprocessode precipitação cooperativa entre os Cr2N e a 2 nasinterfaces α/ e

um posterior crescimento da 2 impulsionada por uma dissolução dos Cr2N.

Figura 99 - a) Micrografia ilustrando a presença de 2 Intergranular nasinterfacesα/ (indicadas pelas setas)

na região do Acabamento do ensaio RJ1 e b) Detalhe de uma 2 Intergranular. Ataque: 40%HN03.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Pelas análises de composição química obtidas por EDS foi possível verificar que as duas morfologias de 2 apresentaram menores teores de Cr e Mo e maiores

teores de Ni quando comparadas com a , conforme indicado na Figura 100 e na Tabela 43. O empobrecimento de Cr e Mo exibido pelas duas morfologias de 2 é

preocupante na soldagem dos AIDs e AISDs, pois segundo NILSSON et al. (1995) pode provocar uma redução na resistência à corrosão nestas ligas.

Figura 100 - Micrografia obtida por MEV indicando a localização dos pontos de EDS (estrelas) nas diferentes morfologias de 2 e na para o Ensaio RJ3 (Enchimento).

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Tabela 43 - Composição química das fases indicadas na Figura 100.

Fase Elemento % em peso

(Ponto 1) Cr 25,64 Fe 62,07 Mo 2,82 Ni 8,58 2 Intergranular (Ponto 2) Cr 24,22 Fe 62,63 Mo 2,15 Ni 9,41 2 Intragranular (Ponto 3) Cr 23,89 Fe 63,84 Mo 1,60 Ni 9,60 2 Intragranular (Ponto 4) Cr 23,67 Fe 63,06 Mo 1,75 Ni 9,73

Precipitação das fases intermetálicas

6.3.1.3.1 Fase sigma (σ)

Para a ZF de todas as juntas soldadas neste trabalho (Figura 101) observou- se apenas a presença da ferrita e da austenita, com um baixo contraste entre estas fases, uma vez que o ataque realizado é recomendado para detecção da fase . Já para o centro da chapa numa região do MB bastante afastada da ZAC foram encontradas quantidades muito reduzidas de fase (Figura 102), a qual se deve a presença desta fase localizada anteriormente no MB na condição como recebido (seção 5.4).

Figura 101 - Micrografia exemplificando a ausência de precipitação de fase na região do Enchimento para o ensaio RJ3. Ataque eletrolítico 20%KOH.

Figura 102 - Micrografia mostrando a presença de precipitação de fase (precipitados de cor marrom ou arajanda indicados pelas setas) numa região do MB afasta da ZAC para o ensaio RJ3. Ataque eletrolítico 20%KOH.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

6.3.1.3.2 Nitretos de Cromo (Cr2N)

Na ZF de todas as juntas soldadas neste trabalho foi possível observar a presença de precitados finamente dispersos no interior dos grãos ferríticos ou formando um filme nos contornos de subgrão da ferrita conforme ilustrado na Figura 103. Dado à reduzida dimensão dos precipitados aliada a resolução do equipamento EDS utilizado, não foi possível determinar sua composição química. Contudo, pela morfologia e localização estes precipitados tratam-se nitretos de cromo conforme a identificação realizada em diversos trabalhos (LIAO, 2001; RAMIREZ et al., 2004; RAMIREZ, A. J. et al., 2003).

Figura 103 - a) Micrografia exibindo a presença de Cr2N finamente dispersos na α (círculos pontilhados)

e na forma de filmes nos contornos α/α(indicadas pelas setas) na região do Acabamento do ensaio RJ1. Ataque: 40%HN03.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Os Cr2N precipitados no interior da fase ferrítica foram uma presença constante

nos passes que compõem a região do Acabamento da ZF das juntas (Figura 104) e foram observados esporadicamente nas regiões ferritizadas entre dois passes consecutivos para as três regiões da ZF das juntas (Figura 105). Este resultado é atribuído a dois fatores: o primeiro fator é a elevada fração de ferrita presente nestas regiões favorecendo a precipitação de Cr2N devido à baixa solubilidade do N na fase

ferrítica em baixas temperaturas. O outro fator é uma maior distância entre a ferrita e a austenita, a qual age como dissipadora do N necessário para precipitação dos Cr2N

(GUNN, 1997; LIPPOLD e KOTECKI, 2005) . Assim, regiões com elevadas frações de ferrita devem proporcionar uma maior quantidade de nitretos na ZF conforme foi observado neste trabalho para as regiões citadas acima.

Figura 104 - a) Micrografia ilustrando a presença de Cr2N na região do Acabamento do ensaio RJ4. b)

Ampliação dos Cr2N na região demarcada na Figura 104a. Ataque: 40%HN03.

Figura 105 - a) Micrografia ilustrando a presença de Cr2N na região ferritizada entre dois passes

consecutivos na região da Raiz do ensaio RJ4 b) Ampliação dos Cr2N na região demarcada na Figura

105a. Ataque: 40%HN03.

Inclusões não-metálicas

As inclusões não-metálicas observadas em grande quantidade foram uma característica marcante na microestrutura da ZF de todas as juntas soldadas neste trabalho, conforme mencionado anteriormente e mostrado na Figura 93.

Outro fato que merece atenção é que estas inclusões também afetaram a precipitação de fases secundárias, pois frequentemente serviram como sítios para nucleação de 2 intragranular e Cr2N no interior da fase ferrítica como exibe a Figura 106

e a Figura 107 respectivamente. Resultado semelhante ao observado por SANTOS (2013) e frequentemente relatado na literatura (ATAMERT e KING, 1991b; LIAO, 2001; RAMIREZ et al., 2004).

Figura 106 - Micrografia ilustrando a nucleação de algumas 2 intragranulares em torno de inclusões presentes

no interior da α (círculos pontilhados) para a região da Raiz do ensaio RJ1. Ataque: 40%HN03.

Figura 107 - Micrografia ilustrando alguns Cr2N nucleando em torno de inclusões presentes no interior

da α (quadrados pontilhados) para a região do Enchimento do ensaio RJ1. Ataque: 40%HN03.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

Além da precipitação de fases secundárias (Cr2N e 2), as inclusões não-

metálicas e sua quantidade também afetam as propriedades dos AIDs, pois podem aumentar o risco de fragilização por hidrogênio (KAÇAR, 2004), reduzir a tenacidade (COMER e LOONEY, 2006; GUNN, 1997) e reduzir a resistência à corrosão por pites (DENG et al., 2008; JEON et al., 2011; LIOU et al., 2002). Por isso, uma análise da fração das inclusões será apresentada e discutida na seção 6.5 (pág.206).

A Figura 108 exemplifica os tipos de inclusões não-metálicas mais comumente observadas na ZF das juntas e as análises de MEV e EDS de uma inclusão de cada tipo são apresentadas da Figura 109 à Figura 113. Através destas análises foi possível verificar que, de forma geral, as inclusões continham elevados teores de “O, Mn, Si e Ti”, menores teores de “Cr, Fe, Al” e algumas inclusões continham reduzidos teores de “S, Zr e Mg”. Assim, as inclusões podem ser identificadas como inclusões complexas de óxidos, formadas por oxigênio e por algum elemento desoxidante (Al, Mn, Si, Ti e as vezes Mg) ou mais de um destes elementos simultaneamente, estando de acordo com o relatado por SVENSSON (1994). Segundo YILMAZ e TÜMER (2013), estas inclusões complexas apresentam estruturas formadas pelos seguintes óxidos: SiO2, MnO, TiO2, Al2O3.

Figura 108 - Tipos de inclusoes não-metálicas encontradas nas ZFs de todas as juntas soldadas. Tipo 1 Tipo 2 Tipo 3 Tipo 4 Tipo 5

Dada a complexidade dos diversos tipos de inclusões de óxido obtidas, uma discussão detalhada da concentração e da distribuição dos elementos químicos presentes nestas inclusões será apresentada a seguir.

A Figura 109a representa as inclusões caracterizadas por seu grande diâmetro (> 20µm), sendo este tipo de inclusão formada por um núcleo e uma casca (placas brancas indicadas pelas áreas tracejadas). O mapa de composição química (Figura 109b) indica que o “τ, Si, Ti e Al” concentram-se no núcleo da inclusão, enquanto o “Cr e Mn” concentram-se mais na sua casca. O núcleo pode ser ainda dividido em duas fases contendo os mesmos elementos, mas em concentrações diferentes: Uma fase escura (ponto 1) constituída por elevados teores de “τ, Mn, Si, Ti” e a presença de “Cr e Al” como mostra a Figura 109c. E uma fase clara (ponto β) rica em “τ e Ti”, além de conter menores teores de “Cr, Mn, Si e Al” como ilustra a Figura 109d.

Figura 109 - a) Micrografia representando as inclusões de grande diâmetro (Ensaio RJ4). b) Mapeamento químico da inclusão. c) e d) Análise de EDS dos pontos 1 e 2 indicados na Figura 109a.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

A Figura 110a exemplifica as inclusões encontradas com maior frequência na ZF das juntas. Este tipo de inclusão é composto por um núcleo (escuro) e uma casca (placas brancas) ambos constituídos por vários elementos idênticos em concentrações distintas. A casca (ponto 1) é rica em “Cr, τ, Mn e Fe”, baixos teores de “Ti e Si” e uma reduzida quantidade de Mo, como mostra a Figura 110b. Enquanto, o núcleo (ponto β) é rico em “τ, Mn e Si”, menores teores de “Cr e Ti” e uma pequena presença de “Fe, S e Al” (Figura 110c). Cabe ressaltar que o teor de Cr no núcleo é baixo, em torno de 11% e aumenta consideravelmente para a casca, alcançando valores de Cr (26,4 %) similares aos das fases α e .

Figura 110 - a) Micrografia exemplificando as inclusões mais frequentemente encontradas (Ensaio RJ3). b) e c) Análise de EDS dos pontos 1 e 2 indicados na Figura 110a.

Fonte: Elaborada pelo próprio autor.

A Figura 111a apresenta um terceiro tipo de inclusão encontrada na ZF das juntas, compostas por três regiões distintas: um núcleo (região escura), uma casca (placas brancas) e um prolongamento da casca (região branca intermediária). A casca (ponto 1) é rica em “Cr, τ e Mn”, baixos teores de “Ti e Fe” e uma pequena quantidade de “Si, Al e S”, conforme ilustrado na Figura 111b. Já, o núcleo (ponto 2) é rico em “Mn, τ e Si”, menores conteúdos de “Ti, Cr e Zr” e teores mínimos de “Al e S”, como exibe a Figura 111c. E por fim, a Figura 111d mostra que o prolongamento da casca (ponto γ) apresentou altos teores de “τ e Mn”, baixos conteúdos de “Si, Ti e Cr” e uma